(57)【要約】【課題】  優れた靱性を有すると共に金型への焼付きの発生の無い健全なＡｌ合金鋳物を提供する。【解決手段】  高靱性Ａｌ合金鋳物は，２ｗｔ％≦Ｓｉ≦４ｗｔ％，０．２ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．５ｗｔ％，０．４ｗｔ％≦Ｃｕ≦０．８ｗｔ％，０．２ｗｔ％＜Ｆｅ≦０．５ｗｔ％，０．１ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．３ｗｔ％および不可避不純物を含む残部Ａｌよりなり，金属組織におけるα相の粒径ｄをｄ≦５０μｍに設定されている。【選択図】      図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
２ｗｔ％≦Ｓｉ≦４ｗｔ％，０．２ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．５ｗｔ％，０．４ｗｔ％≦Ｃｕ≦０．８ｗｔ％，０．２ｗｔ％＜Ｆｅ≦０．５ｗｔ％，０．１ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．３ｗｔ％および不可避不純物を含む残部Ａｌよりなり，金属組織におけるα相の粒径ｄがｄ≦５０μｍであることを特徴とする高靱性Ａｌ合金鋳物。
【請求項２】
２ｗｔ％≦Ｓｉ≦４ｗｔ％，０．２ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．５ｗｔ％，０．４ｗｔ％≦Ｃｕ≦０．８ｗｔ％，０．２ｗｔ％＜Ｆｅ≦０．５ｗｔ％，０．１ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．３ｗｔ％および不可避不純物を含む残部ＡｌよりなるＡｌ合金の溶湯を加圧下で金型のキャビティに充填し，次いで前記溶湯が凝固を開始してから凝固を完了するまでの間，前記溶湯およびその溶湯から生じたＡｌ合金鋳物の冷却速度ＣR をＣR ≧５℃／ｓに制御することを特徴とする高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高靱性Ａｌ合金鋳物およびその製造方法に関する。この種のＡｌ合金鋳物には車体，サスペンション部材，サブフレーム部材，各種継手部材，アルミホイール等のシャーシ構成部品等が該当する。
【背景技術】
【０００２】
従来，高靱性Ａｌ合金鋳物としては，その合金元素であるＦｅの含有量をＦｅ≦０．２ｗｔ％に設定したものが知られている（例えば，特許文献１参照）。
【特許文献１】特開平９−２７２９４２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら，Ｆｅ含有量をＦｅ≦０．２ｗｔ％に設定する，ということはＡｌ合金鋳物の靱性を高める上で有効であるとしても，その反面，加圧鋳造法の適用下では金型のキャビティ内面に対する溶湯の密着力が高くなるため，その焼付きが発生し易い，という新たな問題が生じた。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明は前記に鑑み，優れた靱性を有すると共に金型への焼付きの発生の無い健全な前記Ａｌ合金鋳物およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
前記目的を達成するため第１発明によれば，２ｗｔ％≦Ｓｉ≦４ｗｔ％，０．２ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．５ｗｔ％，０．４ｗｔ％≦Ｃｕ≦０．８ｗｔ％，０．２ｗｔ％＜Ｆｅ≦０．５ｗｔ％，０．１ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．３ｗｔ％および不可避不純物を含む残部Ａｌよりなり，金属組織におけるα相の粒径ｄがｄ≦５０μｍである高靱性Ａｌ合金鋳物が提供される。
【０００６】
また第２発明によれば，２ｗｔ％≦Ｓｉ≦４ｗｔ％，０．２ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．５ｗｔ％，０．４ｗｔ％≦Ｃｕ≦０．８ｗｔ％，０．２ｗｔ％＜Ｆｅ≦０．５ｗｔ％，０．１ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．３ｗｔ％および不可避不純物を含む残部ＡｌよりなるＡｌ合金の溶湯を加圧下で金型のキャビティに充填し，次いで前記溶湯が凝固を開始してから凝固を完了するまでの間，前記溶湯およびその溶湯から生じたＡｌ合金鋳物の冷却速度ＣR をＣR ≧５℃／ｓに制御する高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法が提供される。
【発明の効果】
【０００７】
第１発明によれば，前記のように構成することによって優れた靱性を有する健全なＡｌ合金鋳物を提供することができる。
【０００８】
これは次のような理由による。即ち，Ｆｅ含有量を前記のように設定すると，加圧鋳造法の適用下においても溶湯の金型への焼付きが防止され，またα相の粒径ｄをｄ≦５０μｍに設定してその微細化を図ると，α相の結晶粒界存在量を増して，それら結晶粒界によるＦｅ受容量を増加させると共に針状および板状のβ−ＦｅＡｌＳｉ（Ａｌ5 ＦｅＳｉ）の晶出およびその成長を抑制することができるからである。
【０００９】
また第２発明によれば，前記Ａｌ合金鋳物を安価に量産することが可能な前記製造方法を提供することができる。
【００１０】
これは，Ｆｅ含有量が比較的高く安価な地金や返り材（リターン）の使用が可能であり，また溶湯の焼付き回避から金型のメンテナンスが軽減されるため操業安定性がよくなると共に金型の使用寿命が伸びることに因る。また前記特定期間における冷却速度ＣR を前記のように設定すると，α相の粒径ｄをｄ≦５０μｍにすることができるのである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
高靱性Ａｌ合金鋳物は，２ｗｔ％≦Ｓｉ≦４ｗｔ％，０．２ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．５ｗｔ％，０．４ｗｔ％≦Ｃｕ≦０．８ｗｔ％，０．２ｗｔ％＜Ｆｅ≦０．５ｗｔ％，０．１ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．３ｗｔ％および不可避不純物を含む残部Ａｌよりなる，といった組成を有し，金属組織におけるα相の粒径ｄはｄ≦５０μｍに設定される。
【００１２】
各合金元素の含有理由およびその含有量限定理由は次の通りである。
【００１３】
Ｓｉ：溶湯の流動性を良好にし，またＡｌ合金鋳物の機械的特性を向上させる効果を有する。ただし，Ｓｉ＜２ｗｔ％では溶湯の流動性が悪化するためＡｌ合金鋳物において巣等の鋳造欠陥が著しく増大する。一方，Ｓｉ＞４ｗｔ％ではα相の結晶粒界に分布するＳｉ結晶の存在量が大となるためＡｌ合金鋳物の靱性が低下する。
【００１４】
Ｍｇ：Ｔ６処理によりＭｇ2 Ｓｉを微細に分散析出させてＡｌ合金鋳物の強度を向上させる効果を有する。ただし，Ｍｇ＜０．２ｗｔ％では前記効果が不十分となり，一方，Ｍｇ＞０．５ｗｔ％ではＭｇ2 Ｓｉの析出量が過多となるためＡｌ合金鋳物の靱性が低下する。
【００１５】
Ｃｕ：Ａｌへの高い固溶限に基づいてＡｌ合金鋳物の金属組織を固溶強化し，またＴ６処理による分散析出により前記金属組織を分散強化する，といった効果を有する。ただし，Ｃｕ＜０．４ｗｔ％ではＡｌ合金鋳物における強度向上効果が十分ではなく，一方，Ｃｕ＞０．８ｗｔ％ではＡｌ合金鋳物の耐応力腐食割れ性が低下し，また耐食性も悪化する。
【００１６】
Ｆｅ：前述のごとく，金型に対する溶湯の焼付きを防止する効果を有する。ただし，Ｆｅ≦０．２ｗｔ％では焼付き防止効果が不十分となり，一方，Ｆｅ＞０．５ｗｔ％では高温で晶出するα−ＦｅＡｌＳｉが存在するためＡｌ合金鋳物の靱性が低下する。
【００１７】
Ｔｉ：結晶粒を微細化する効果を有する。ただし，Ｔ＜０．１ｗｔ％では前記効果が不十分であり，一方，Ｔｉ＞０．３ｗｔ％ではＴｉＡｌ系高温晶出物であるＡｌ3 Ｔｉが生成されるため溶湯の流動性が悪化して鋳造欠陥が生じ易くなる。
【００１８】
結晶粒の微細化効果はＺｒおよびＢによっても得られる。この場合，Ｚｒ含有量は０．１ｗｔ％≦Ｚｒ≦０．３ｗｔ％に，Ｂ含有量は０．０２ｗｔ％≦Ｂ≦０．０４ｗｔ％にそれぞれ設定される。なお，ＢはＴｉ，Ｚｒと協働して複合微粒子化効果を発現すべく，それらＴｉ，Ｚｒと併用される。
【００１９】
金属組織におけるα相の粒径ｄがｄ＞５０μｍでは，α相の結晶粒界存在量が少なくなるため，その結晶粒界のＦｅ受容量が小となって針状β−ＦｅＡｌＳｉ等の晶出およびその成長によってＡｌ合金鋳物の靱性が低下する。
【００２０】
前記高靱性Ａｌ合金鋳物の製造に当っては，２ｗｔ％≦Ｓｉ≦４ｗｔ％，０．２ｗｔ％≦Ｍｇ≦０．５ｗｔ％，０．４ｗｔ％≦Ｃｕ≦０．８ｗｔ％，０．２ｗｔ％＜Ｆｅ≦０．５ｗｔ％，０．１ｗｔ％≦Ｔｉ≦０．３ｗｔ％および不可避不純物を含む残部ＡｌよりなるＡｌ合金の溶湯を加圧下で金型のキャビティに充填し，次いで前記溶湯が凝固を開始してから凝固を完了するまでの間，前記溶湯およびその溶湯から生じたＡｌ合金鋳物の冷却速度ＣR をＣR ≧５℃／ｓに制御するものである。
【００２１】
各合金元素の含有理由およびその含有量限定理由は前記の場合と同じである。鋳造法としては，例えば，層流充填ダイカスト法，ＧＤＣ法等が適用される。
【００２２】
また前記のように冷却速度ＣR を設定することによって，α相の粒径ｄをｄ≦５０μｍにし得るが，ＣR ＜５℃／ｓではｄ＞５０μｍとなるため所期の目的を達成することができない。この冷却速度ＣR が速ければ速い程α相の粒径ｄは小となるが，冷却装置等との関係から冷却速度ＣR の上限値はＣR ＝１０2 ℃／ｓオーダーとなる。
【００２３】
以下，具体例について説明する。
【００２４】
表１は，Ａｌ合金鋳物において，Ｆｅ含有量を変化させた例（１）〜（１２）に関する組成，鋳造法の種類，溶湯が凝固を開始してから凝固を完了するまでの間の冷却速度ＣR ，α相の粒径ｄおよび金型に対する焼付きの有無を示す。
【００２５】
【表１】
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【００２６】
表中，層流ＤＣは，２００ｔダイカスト機による層流充填ダイカスト法を意味し，その鋳造条件は金型温度９０〜２５０℃，初速０．１５ｍ／ｓ，射出スピード０．３ｍ／ｓ，注湯温度７３０℃，鋳造圧力９０ＭＰａに設定された。またＧＤＣは重力金型鋳造法を意味し，その鋳造条件は，金型温度１２０〜３５０℃，注湯温度７３０℃に設定された。
【００２７】
冷却開始の指標となる溶湯の凝固開始温度は６５６〜６３０℃であり，一方，冷却終了の指標となる凝固完了時のＡｌ合金鋳物の温度は約５５０℃である。これは表１の組成を有する溶湯およびＡｌ合金鋳物ならびに，後述する表３，５，７の組成を有する溶湯およびＡｌ合金鋳物について同じである。各Ａｌ合金鋳物にはＴ６処理が施されている。Ｔ６処理条件は，５４０〜５１０℃にて４〜８時間の加熱，それに次ぐ水焼入れおよび１８０〜１６０℃にて６〜１５時間の加熱，に設定された。
【００２８】
図１，２はそれぞれ例（８）および例（３）の金属組織を示す顕微鏡写真の写図である。図１に示す例（８）においては，α相の粒径ｄがｄ≦５０μｍであって，結晶粒界に針状および板状のβ−ＦｅＡｌＳｉが晶出していなかったが，図２に示す例（３）においては，α相の粒径ｄがｄ＞５０μｍであって，結晶粒界に多数の針状β−ＦｅＡｌＳｉが晶出していた。また例（８），（３）において，α相の結晶粒界には複数のＳｉ結晶の晶出が認められた。
【００２９】
Ａｌ合金鋳物の例（１）〜（１２）より，引張試験片およびシャルピー試験片を製作した。引張試験片は平板状をなし，標点距離Ｌが２５mm，厚さｔが３mm，幅ｗが６mmであり，シャルピー試験片はＪＩＳ  ３号試験片に相当する。各試験片を用いて引張試験およびシャルピー衝撃試験を行ったところ表２の結果を得た。
【００３０】
【表２】
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【００３１】
図３，４は表１，２に基づいて，Ｆｅ含有量とシャルピー衝撃値との関係およびＦｅ含有量と引張強さとの関係をそれぞれグラフ化したものである。図中，（１）〜（１２）はＡｌ合金鋳物の例（１）〜（１２）にそれぞれ対応する。このような関係は以下同じである。
【００３２】
表１，２および図３，４から明らかなように，例（７），（８），（９）は実施例に該当するもので，シャルピー衝撃値および引張強さが共に大であって，高強度・高靱性であり，また焼付きも発生していないことから健全であることが判る。シャーシ構成部品に要求される靱性は，シャルピー衝撃値にて１２Ｊ／cm2 以上である。
【００３３】
これに対し，例（１），（２），（５），（６）はＦｅ含有量がＦｅ≦０．２ｗｔ％であることからシャルピー衝撃値および引張強さは大であるが，金型に対する焼付きが発生していることから不良品である。例（３），（４）はＦｅ含有量が大である上に冷却速度ＣR が１℃／ｓであり，また例（１０）〜（１２）は冷却速度ＣR が５℃／ｓであるがＦｅ含有量が極端に大であることから，α−ＦｅＡｌＳｉの晶出に起因して低強度・低靱性であることが判る。
【００３４】
表３は，Ａｌ合金鋳物において，Ｓｉ含有量を変化させた例（１３）〜（１７）および例（８）に関する組成，加圧鋳造法の種類，溶湯が凝固を開始してから凝固を完了するまでの間の冷却速度ＣR ，α相の粒径ｄおよび金型に対する焼付きの有無を示す。
【００３５】
【表３】
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【００３６】
表中，層流ＤＣは，前記同様に，２００ｔダイカスト機による層流充填ダイカスト法を意味し，その鋳造条件は前記と同じである。また各Ａｌ合金鋳物にはＴ６処理が施されており，そのＴ６処理条件は前記と同じである。
【００３７】
Ａｌ合金鋳物の例（１３）〜（１７）より，前記同様の引張試験片およびシャルピー試験片を製作した。各試験片を用いて引張試験およびシャルピー衝撃試験を行い，また溶湯の流動性確認試験を行ったところ，表４の結果を得た。溶湯の流動性確認試験に当っては，層流充填ダイカスト法のテストピース型に各溶湯を前記層流ＤＣで述べた場合と同一条件で充填してテストピースを鋳造し，そのテストピースの断面を観察して，鋳造欠陥が生じているときは「悪い」，それが生じていないときは「良い」と判断した。
【００３８】
【表４】
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【００３９】
図５は表３，４に基づいて，Ｓｉ含有量とシャルピー衝撃値および引張強さとの関係をグラフ化したものである。表３，４および図５から明らかなように，例（１４），（１５），（８）は実施例に該当するもので，シャルピー衝撃値および引張強さが共に大であって，高強度・高靱性であり，また溶湯の流動性に起因した鋳造欠陥も発生していないことから健全であることが判る。
【００４０】
例（１３）は，溶湯の流動性が悪いことから鋳造欠陥を有し，一方，例（１６），（１７）はＳｉ＞４ｗｔ％であることに起因して低靱性である。
【００４１】
表５は，Ａｌ合金鋳物において，Ｍｇ含有量を変化させた例（１８）〜（２２）および例（８）に関する組成，加圧鋳造法の種類，溶湯が凝固を開始してから凝固を完了するまでの間の冷却速度ＣR ，α相の粒径ｄおよび金型に対する焼付きの有無を示す。
【００４２】
【表５】
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【００４３】
表中，層流ＤＣは，前記同様に，２００ｔダイカスト機による層流充填ダイカスト法を意味し，その鋳造条件は前記と同じである。また各Ａｌ合金鋳物にはＴ６処理が施されており，そのＴ６処理条件は前記と同じである。
【００４４】
Ａｌ合金鋳物の例（１８）〜（２２）より，前記同様の引張試験片およびシャルピー試験片を製作した。各試験片を用いて引張試験およびシャルピー衝撃試験を行ったところ，表６の結果を得た。
【００４５】
【表６】
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【００４６】
図６は表５，６に基づいて，Ｍｇ含有量とシャルピー衝撃値および引張強さとの関係をグラフ化したものである。
【００４７】
表５，６および図６から明らかなように，例（１９），（２０），（８）は実施例に該当するもので，シャルピー衝撃値および引張強さが共に大であって，高強度・高靱性であることが判る。
【００４８】
例（１８）はＭｇ＜０．２ｗｔ％であることから強度が低く，一方，例（２１），（２２）はＭｇ＞０．５ｗｔ％であることから低靱性である。
【００４９】
表７は，Ａｌ合金鋳物において，Ｃｕ含有量を変化させた例（２３）〜（２７）および例（８）に関する組成，加圧鋳造法の種類，溶湯が凝固を開始してから凝固を完了するまでの間の冷却速度ＣR ，α相の粒径ｄおよび金型に対する焼付きの有無を示す。
【００５０】
【表７】
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【００５１】
表中，層流ＤＣは，前記同様に，２００ｔダイカスト機による層流充填ダイカスト法を意味し，その鋳造条件は前記と同じである。また各Ａｌ合金鋳物にはＴ６処理が施されており，Ｔ６処理条件は前記と同じである。
【００５２】
Ａｌ合金鋳物の例（２３）〜（２７）より，前記同様の引張試験片およびシャルピー試験片を製作した。各試験片を用いて引張試験およびシャルピー衝撃試験を行い，また応力腐食割れ試験を行ったところ，表８の結果を得た。応力腐食割れ試験は，ＪＩＳ  Ｈ  ８７１１に則って，２Ｂ試験片を用い，応力負荷を耐力値の８５％に設定して行われた。
【００５３】
【表８】
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【００５４】
図７は表７，８に基づいて，Ｃｕ含有量とシャルピー衝撃値および引張強さとの関係をそれぞれグラフ化したものである。
【００５５】
表７，８および図７から明らかなように，例（２４），（２５），（８）は実施例に該当するもので，シャルピー衝撃値および引張強さが共に大であって，高強度・高靱性であり，また応力腐食割れも発生していないことから健全であることが判る。
【００５６】
例（２３）はＣｕ＜０．４ｗｔ％であることから強度が低く，一方，例（２６），（２７）はＣｕ＞０．８ｗｔ％であることから応力腐食割れが発生していた。
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】Ａｌ合金鋳物の実施例に関する金属組織を示す顕微鏡写真の写図である。
【図２】Ａｌ合金鋳物の比較例に関する金属組織を示す顕微鏡写真の写図である。
【図３】Ｆｅ含有量とシャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
【図４】Ｆｅ含有量と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図５】Ｓｉ含有量と，シャルピー衝撃値および引張強さとの関係を示すグラフである。
【図６】Ｍｇ含有量と，シャルピー衝撃値および引張強さとの関係を示すグラフである。
【図７】Ｃｕ含有量と，シャルピー衝撃値および引張強さとの関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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